CC BY
0
УДК 669.018.2, 539.4.016.3, 539.382.4, 620.172.246
Особенности деформированной микроструктуры и механизмы разрушения малоактивируемой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 после термических воздействий в различных условиях
Н.А. Полехина1, И.Ю. Литовченко1, С.А. Аккузин1, К.В. Спиридонова1,
2 3 3
В.В. Осипова , В.М. Чернов , М.В. Леонтьева-Смирнова
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия 3АО «Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов им. ак. А.А. Бочвара», Москва, 123098, Россия
Методами просвечивающей электронной микроскопии исследовано влияние выдержки в течение 3000 ч при 600 °С в статическом жидком свинце на особенности микроструктуры жаропрочной малоактивируемой дисперсно-упрочненной 12% хромистой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 в сравнении с состоянием после ее традиционной термической обработки (закалка и отпуск при 720 °С). Установлено, что микроструктура стали обладает хорошей термической стабильностью в указанных условиях эксперимента. Изучены особенности деформированной микроструктуры стали ЭК-181 в области шейки образцов на растяжение, испытанных при температурах 20, 680, 700 и 720 °С с выдержкой и без выдержки в жидком свинце, и механизмы их разрушения. В результате пластической деформации растяжением при комнатной температуре испытаний вблизи поверхности разрушения образцов происходит искривление и фрагментация мартенситных пластин и реек с формированием новых малоугловых границ, увеличивается плотность дислокаций. При температурах деформации 680-720 °С обнаружены формирование практически равноосных зерен феррита, увеличение плотности и размеров частиц вторых фаз (М23С6 и МХ) за счет динамического деформационного старения, локальное снижение плотности дислокаций. С ростом температуры испытаний интенсивность процессов отпуска мартенсита возрастает. При Т > 700 °С обнаружены следы динамической полигонизации и динамической рекристаллизации. При повышенных температурах растяжения после выдержки в свинце укрупнение ферритной структуры происходит более интенсивно относительно традиционной термической обработки. Показано, что закономерности пластической деформации и разрушения стали в значительной степени определяются температурой испытаний, а не влиянием режима обработки.
Ключевые слова: ферритно-мартенситная сталь ЭК-181, малоактивируемая сталь, термическая обработка, жидкий свинец, деформация, разрушение, деформированная микроструктура, растровая и просвечивающая электронная микроскопия
DOI 10.55652/1683-805X_2024_27_3_45-57
Microstructural deformation and fracture of reduced activation ferritic-martensitic steel EK-181 under different heat treatment conditions
N.A. Polekhina1, I.Yu. Litovchenko1, S.A. Akkuzin1, K.V. Spiridonova1, V.V. Osipova2, V.M. Chernov2, and M.V. Leontyeva-Smimova2
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia 3 Bochvar High-Technology Research Institute of Inorganic Materials (JSC VNIINM), Moscow, 123098, Russia TEM studies were performed to examine the effect of exposing dispersion-strengthened heat-resistant reduced activation 12% chromium ferritic-martensitic steel EK-181 for 3000 h at 600°C to static liquid lead on the steel microstructure in comparison with the steel after traditional heat treatment by quenching and tempering at 720°C. It was found that the steel microstructure has good thermal stability under the specified experimental conditions. Microstructural deformation of EK-181 steel was studied in the neck region of tensile specimens tested at temperatures of 20, 680, 700 and 720°C with and without exposure to liquid lead, and their fracture mechanisms were investigated. As a result of plastic deformation during tensile testing at room temperature, martensite plates and laths near the fracture surface are distorted and fragmented with the formation of new low angle boundaries, and the dislocation density increases. At 680-720°C deformation temperatures, nearly equiaxed ferrite grains are formed, the density and size of second phase particles (M23C6 and MX) increases due to dynamic strain aging, and the dislocation density decreases locally. As the test temperature rises, the degree of martensite tempering increases. At T > 700°C, some dynamic polygonization and dynamic recrystallization are observed. At elevated tensile temperatures, ferrite coarsening is more significant in lead-exposed specimens compared to the traditionally treated material. The plastic deformation and fracture behavior of the steel are largely determined by the test temperature, rather than by the treatment regime.
Keywords: ferritic-martensitic steel EK-181, reduced activation steel, heat treatment, liquid lead, deformation, fracture, deformed microstructure, scanning electron microscopy, transmission electron microscopy
© Полехина Н.А., Литовченко И.Ю., Аккузин С.А., Спиридонова К.В., Осипова В.В., Чернов В.М., Леонтьева-Смирнова М.В., 2024
1. Введение
Ферритно-мартенситные стали с содержанием хрома 9-12 % рассматриваются в качестве конструкционных материалов активных зон ядерных и термоядерных реакторов [1-13]. Эти стали разрабатываются как альтернатива используемым в настоящее время аустенитным сталям, поскольку способны выдерживать более высокие (>100 сна) дозы радиационного облучения без распухания. Это преимущество ферритно-мартенситных сталей позволит значительно повысить степень выгорания ядерного топлива в реакторах нового поколения и, соответственно, их экономическую эффективность [7-11]. Кроме того, стали такого класса обладают повышенной теплопроводностью и более низкими коэффициентами теплового расширения, по сравнению с аустенитными сталями [10-13].
Ввиду повышенных рабочих температур (450650 °С) в активной зоне реакторов на первый план выходят вопросы жаропрочности используемых материалов. В дополнение к этому, как известно, важной особенностью ферритно-мартен-ситных сталей, имеющих ОЦК-решетку, является их склонность к низкотемпературному охрупчи-ванию. В связи с этим комплекс дореакторных испытаний конструкционных сталей включает их всестороннюю аттестацию с исследованием механических свойств в условиях растяжения в широком температурном интервале, испытания на ударную вязкость, усталостные испытания, исследования термической стабильности их микроструктуры и механических свойств, испытания на ползучесть и др. Кроме того, необходимым является исследование влияния жидких металлов в условиях длительной высокотемпературной выдержки на микроструктуру сталей, их механические свойства и закономерности пластической деформации и разрушения.
В России созданы перспективные ферритно-мартенситные 12% хромистые стали ЭК-181 (ЯШРБЯ-БК181: Бе-ПСг^-У-Та-В) и ЭП-823 (Ре-12Сг-Мо-^81-У^-№) для применения в ядерных реакторах на быстрых нейтронах и термоядерных реакторах [8-16]. Состав стали ЭК-181 отвечает концепции малой активируемости, что значительно снижает сроки длительного захоронения отработавших элементов конструкции реакторов, при обеспечении высокого уровня ее радиационной стойкости. Быстрый спад наведенной радиоактивности обеспечивается удалением из состава стали традиционно используемых в жаро-
прочных сталях для нужд тепловой энергетики и других высокотемпературных применений таких элементов, как Мо, N1 и др., которые под облучением дают долгоживущие изотопы [17, 18].
Несмотря на значительное количество работ [11, 19-24], посвященных изучению свойств высокохромистых сталей ферритно-мартенситного класса, многие вопросы формирования микроструктуры их механических свойств остаются открытыми. Большинство работ [20-25] выполнено на зарубежных 9-12% хромистых ферритно-мар-тенситных сталях, предполагаемых к использованию в реакторах с жидкометаллическими теплоносителями на основе расплавов РЬ-В1. В [12, 13] исследованы закономерности формирования микроструктуры поверхности сталей ЭК-181 и ЭП-823 в условиях контакта со статическим и проточным свинцом. Показано [12, 13], что на поверхности сталей после выдержки в кислородосо-держащем (в определенном диапазоне концентраций растворенного кислорода) жидком свинце формируется двухслойная защитная окалина, состоящая из внешнего слоя магнетита и внутреннего слоя железо-хромистой шпинели.
В настоящей работе методами просвечивающей и растровой электронной микроскопии изучены особенности деформированной микроструктуры и механизмы разрушения ферритно-мартен-ситной стали ЭК-181 после длительной (3000 ч) выдержки в жидком свинце при повышенной (600 °С) температуре. Данная работа является продолжением исследований микроструктуры и механических свойств стали ЭК-181 после разных термических обработок (традиционная термическая обработка, жидкий свинец) [8, 10, 12, 14].
2. Материалы и методы исследования
Элементный состав стали ЭК-181 представлен в табл. 1. Исходное состояние материала — после традиционной термической обработки (ТТО), включающей в себя закалку от Т = 1100 °С (1 ч) в воду и отпуск при Т = 720 °С (3 ч).
Образцы после традиционной термической обработки были выдержаны 3000 ч при 600 °С в ки-слородосодержащем жидком свинце (диапазон концентраций растворенного кислорода составлял (1-4) • 10-6 мас. %) с последующим растяжением на воздухе при температурах 20, 680, 700 и 720 °С в сравнении с таковыми без выдержки в свинце. Подробная методика испытаний опубликована в [12]. Образцы для растяжения имели ци-
Таблица 1. Элементный состав стали ЭК-181 (вес. %, основа — Fe)
C Cr Mn Mo Nb V W Ni N Si Ce Ti B Ta
0.16 11.17 0.74 0.01 0.01 0.25 1.13 0.03 0.04 0.33 0.15 0.05 0.006 0.08
линдрическую форму с диаметром рабочей части 3 мм. Результаты механических испытаний на растяжение представлены в [10].
Структурные исследования образцов после выдержки в свинце и контрольных образцов после традиционной термической обработки проводили на тонких фольгах с использованием просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) Philips CM12 (ускоряющее напряжение 120 кВ). Фольги из объема (на расстоянии от корродированной поверхности несколько сотен мкм) образцов готовили электролитической полировкой в растворе хромового ангидрида (CrO3) в ортофос-форной кислоте (H3PO4). Тонкие фольги для исследования деформированной микроструктуры вблизи поверхности разрушения образцов после испытаний на растяжение при разных температурах вырезали с использованием фокусированной ионно-лучевой системы Hitachi FB-2100. Плотность дислокаций оценивали по ПЭМ-изображе-ниям методом секущих — было определено число пересечений дислокаций со случайными секущими в разных областях ферритно-мартенситной структуры. По темнопольным электронно-микроскопическим изображениям частиц в тонких фольгах были проведены оценки их объемных долей как отношение объемов, занимаемых всеми наблюдаемыми частицами, к объему исследованного участка фольги (в приближении шарообразной формы частиц и толщине фольги «0.1 мкм).
Особенности разрушения образцов после испытаний на растяжение исследовали методом растровой электронной микроскопии на микроскопе Quanta 200-3D.
3. Результаты
3.1. Микроструктура стали после ТТО
и ТТО + выдержка в жидком свинце
Сравнительные электронно-микроскопические
исследования на фольгах, вырезанных из объема
образцов стали ЭК-181, показали, что ее микро-
структура в исходном состоянии и после выдерж-
ки в свинце при 600 °С в течение 3000 ч качественно подобна (результаты исследований микроструктуры стали ЭК-181 после традиционной тер-
мической обработки опубликованы в [8, 16]).
Структурно-фазовые состояния стали представлены ламелями отпущенного мартенсита, зернами а-феррита. После обеих обработок ширина мар-тенситных ламелей составляет от «0.2 до 0.7 мкм (рис. 1, табл. 2), размеры ферритных зерен — от «1 до 3 мкм. Плотность дислокаций изменяется в широких пределах — от р « (2-5) • 1010 см-2 в областях феррита до р « (2-5) • 1011 см-2 в мартенсит-ной структуре (табл. 2). В ферритно-мартенсит-ной структуре обнаружены следующие карбидные фазы: относительно крупные (размерами 50150 нм, рис. 1, в) частицы М23С6, располагающиеся как на границах зерен, так и внутри мартенсит-ных пластин и реек; наноразмерные (диаметр <10-15 нм, рис. 1, г) частицы типа МХ (М — V, Т1, Та и др., X — С, ЭД, выделяющиеся преимущественно на дислокациях.
Наблюдаются некоторые количественные отличия между состояниями стали после традиционной термической обработки и ТТО + выдержка в свинце (табл. 2). Главным образом они затрагивают карбидную подсистему стали. После длительной выдержки в свинце при 600 °С обнаружено некоторое увеличение средних размеров и объемной доли частиц вторых фаз (рис. 1, в, г, табл. 2), по сравнению с состоянием после традиционной термической обработки. В качестве отличия также отметим появление «полосчатого» контраста на многих границах мартенситных ла-мелей, свидетельствующего об интенсификации процесса отпуска стали, по сравнению с традиционной термической обработкой. Вместе с тем важно отметить, что плотность дислокаций после старения в среде свинца снижается незначительно (табл. 2). На наш взгляд, это может быть связано с закрепляющим эффектом, обусловленным наноразмерными частицами типа МХ, которые препятствуют движению дислокаций при высокотемпературном воздействии.
Таким образом, микроструктура стали ЭК-181 сохраняет свою стабильность в процессе длительной (3000 ч) выдержки при 600 °С в жидком свинце.
Подробные исследования корродированной поверхности, подповерхностных слоев, рассматриваемых в настоящей работе образцов стали ЭК-181 после выдержки в жидком свинце представлены в
Рис. 1. Микроструктура объема стали ЭК-181 после традиционной термической обработки (а) и ТТО + выдержка в свинце (б-г): светлопольные изображения ферритно-мартенситной структуры (а, б); темнопольное изображение в рефлексе карбидов M23C6 (в) и в совмещенном рефлексе a-Fe + МХ (г)
Таблица 2. Параметры микроструктуры стали ЭК-181 в исходных состояниях после традиционной термической обработки и ТТО + выдержка в свинце и в области шейки образцов, разрушенных растяжением при разных температурах
Тс1ер> °С Структурное состояние Средняя ширина реек/ диаметр субзерен*, нм Плотность дислокаций, см-2 Средний размер М23С6, нм Средний размер МХ, нм Объемная доля М2эС6, % Объемная доля МХ, %
Традиционная термическая обработка 250/- 3 • 1011 90.1 5.1 5.51 0.52
ТТО + выдержка в РЬ 310/- 1 • 1011 99.5 8.2 5.57 0.64
20 Традиционная термическая обработка 150/- 5 • 1011 80.2 5.3 5.54 0.53
ТТО + выдержка в РЬ 170/- 5 • 1011 84.2 8.1 5.59 0.65
680 Традиционная термическая обработка 120/200* 4 • 1011 88.4 6.4 5.72 0.60
ТТО + выдержка в РЬ 140/250* 2 • 1011 91.3 8.2 5.75 0.68
700 Традиционная термическая обработка -/520* 7 • 1010 103.2 6.5 5.84 0.62
ТТО + выдержка в РЬ -/650* 5 • 1010 107.1 8.5 5.86 0.71
720 Традиционная термическая обработка -/530* 7 • 1010 109.6 7.3 5.87 0.62
ТТО + выдержка в РЬ -/680* 5 • 1010 112.3 9.1 5.88 0.72
[12]. Показано [12], что на поверхности стали после выдержки в свинцовом расплаве формируется двухслойная оксидная окалина (внешний слой состоит преимущественно из мелкодисперсных частиц Ре304 и Ре203, внутренний — из Сг203). В подповерхностном слое (в тонком слое толщиной в несколько микрометров) обнаружен градиент концентрации хрома. Как показали результаты [12] и настоящей работы, при движении вглубь материала никаких свидетельств протекания коррозионных процессов в объеме образцов не наблюдается. Никаких новых фаз — оксидов или, к примеру, плюмбоферритов, которые могут формироваться на поверхности стали и проникать в подповерхностную область внутреннего окисления в процессе коррозионных испытаний [11-13], в объеме исследуемых образцов не обнаружено. Структурные изменения, происходящие в стали, на наш взгляд, обусловлены термическим воздействием, а не влиянием жидкого металла.
Для выявления влияния старения в жидком свинце на закономерности пластической деформации в настоящей работе проведены электронно-микроскопические исследования особенностей деформированной микроструктуры стали ЭК-181 в шейке образцов, разрушенных растяжением при температурах 20, 680, 700 и 720 °С, после такого старения и в исходном состоянии (после традиционной термической обработки). Результаты механических испытаний образцов стали ЭК-181 представлены в работе [10]. Показано [10], что при Т = 20 °С величина предела текучести после выдержки в жидком свинце увеличивается примерно на 100 МПа (от о0.2 « 709 до «805 МПа), по сравнению с традиционной термической обработкой. Величины предела прочности и относительного удлинения до разрушения остаются при этом практически неизменными (ов « 930 МПа, 5 « 15-17 %). Предполагается, что такой прирост предела текучести может быть обусловлен повышением эффективности дисперсного упрочнения на-норазмерными частицами карбонитрида ванадия вследствие увеличения их объемной доли после дополнительного старения в жидком свинце. Не исключен также вклад в упрочнение от сформированного на поверхности оксидного слоя [12].
3.2. Деформированная микроструктура стали в области шейки разрушенных образцов на растяжение
Электронно-микроскопические исследования в области шейки образцов стали ЭК-181, разру-
шенных при 20 °С, показали (рис. 2), что деформированная микроструктура стали после традиционной термической обработки и ТТО + старение в свинце качественно подобна. В ферритно-мартенситной структуре в области шейки образцов наблюдается достаточно высокая плотность дислокаций (преимущественно р « 5 • 1011 см-2, табл. 2), превышающая соответствующие значения в недеформированном состоянии (в объеме материала). Кроме того, в отличие от микроструктуры в объеме, в результате деформации происходят искривление, миграция границ мар-тенситных ламелей, измельчение пластин мартенсита (до 150-170 нм в ширину, табл. 2) с формированием новых малоугловых границ (рис. 2, а-в), что отчетливо видно по появлению азимутальных разориентировок на соответствующих дифракционных картинах. При этом локально встречаются отдельные нефрагментированные мартен-ситные ламели шириной «50-300 нм. Деформация при 20 °С не оказывает заметного влияния на частицы вторых фаз. Размеры и объемная доля карбидов М23С6 и наноразмерных частиц МХ (рис. 2, г) практически не претерпевают изменений по сравнению с объемом материала. Частицы М23С6 располагаются как на границах зерен, так и внутри мартенситных пластин и реек. Большинство из них имеют размеры до 90 нм (табл. 2).
Различий в микроструктуре стали в состояниях после традиционной термической обработки и дополнительного старения в жидком свинце после растяжении при 680 °С не обнаружено. Повышение температуры деформации от 20 до 680 °С (рис. 3) как на образцах после традиционной термической обработки, так и на образцах после выдержки в жидком металле приводит к:
- более выраженному искривлению границ мартенситных ламелей, по сравнению с растяжением при 20 °С; их средняя ширина составляет 120-140 нм (табл. 2, рис. 3, а, б); обнаружены отдельные пластины шириной «1 мкм;
- появлению обширных ферритных областей с размерами зерен и субзерен от «80 до «700 нм (рис. 3, в, г, табл. 2), предположительно, вследствие фрагментации ферритно-мартенситной структуры;
- формированию в большинстве субзерен плотности дислокаций, сопоставимой с таковой при деформации при Т=20 °С (р« (2-4) • 1011 см-2, табл. 2); при этом в локальных областях присутствуют практически бездефектные субзерна (рис. 3, г);
Рис. 2. Деформированная микроструктура стали ЭК-181 в области шейки образцов, разрушенных при 20 °С, после традиционной термической обработки (а) и ТТО + выдержка в свинце (б-г): светлопольные изображения ферритно-мар-тенситной структуры (а, б); темнопольное изображение в рефлексе a-Fe (б); темнопольное изображение в совмещенных рефлексах a-Fe и наноразмерных частиц MX (г). Просвечивающая электронная микроскопия
- увеличению объемной доли карбидов М23С6 (табл. 2); встречаются неравноосные частицы М23С6 размерами от -20 до 150 нм в длину и округлые частицы диаметром до -150 нм (рис. 3, д). Отметим появление некоторого количества относительно мелких карбидов М23С6 размерами 2030 нм, которые являются результатом динамического деформационного старения в процессе деформации при Т > 680 °С;
- повышению объемной доли наноразмерных частиц MX (рис. 3, е, табл. 2).
Исследования микроструктуры в области шейки образцов стали ЭК-181 (в исходном состоянии и после выдержки в жидком свинце, рис. 4), разрушенных при 700 °С, показали, что такая деформация способствует:
- практически полному исчезновению областей с мартенситной структурой, развитию процессов динамической полигонизации и начальных стадий динамической рекристаллизации;
- увеличению размеров ферритных зерен/субзерен (до 520-650 нм, табл. 2), по сравнению с бо-
лее низкими температурами испытаний, рассмотренными выше. При этом важно отметить появление различий между образцами без выдержки и с выдержкой в жидком свинце. Так, деформация при Т = 700 °С образцов после дополнительного старения в свинце приводит к более существенному укрупнению зерен/субзерен феррита, по сравнению с состоянием после традиционной термической обработки (рис. 4, табл. 2). В первом случае их размеры варьируются в диапазоне 400900 нм, во втором — 150-700 нм;
- повышению количества границ с характерным полосчастым контрастом, свидетельствующих об интенсивном отпуске стали;
- появлению областей с повышенной плотностью карбидов М23С6 (рис. 4, в, г). Их размеры составляют преимущественно от -80 до 200 нм. Как и при растяжении при 680 °С, наблюдаются частицы М23С6 размерами 20-30 нм. Объемная доля и размеры частиц МХ примерно такие же, как и после растяжении при 680 °С;
■ ¿ ■ 'МХвт - ' •
i 10. a^Fe г •
* • у,'- * " • -'Уз r¿¿ .
, 'Ф " " .í_.у"
чС
\ ПО a-Fe
JtM
/"■:nOa-Fe; .1 / < ■ 4
ШШ /
# • ■ ШШХ' ■
«К* :WJ
* УшР
..... .
.0
Рис. 3. Деформированная микроструктура стали ЭК-181 в области шейки образцов, разрушенных при 680 °С, после традиционной термической обработки (а, г) и ТТО + выдержка в свинце (б, в, д, е): светлопольные изображения ферритно-мартенситной структуры (а-г); темнопольные изображения в совмещенных рефлексах a-Fe + M23C6 (д) и a-Fe + MX (е). Просвечивающая электронная микроскопия
- заметному снижению плотности дислокаций по сравнению с растяжением при 20 и 680 °С.
При максимальной температуре испытаний Т = 720 °С наблюдается аналогичная ситуация, как и при растяжении при 700 °С (рис. 5). Отметим, во-первых, еще некоторое увеличение плотности карбидов М23С6 по сравнению с более низкими температурами деформации (рис. 5, в). Обнаружены частицы М23С6 размерами в основном от 20 до
200 нм; их средний размер -109-112 нм (табл. 2). Во-вторых, сохраняется тенденция к укрупнению зеренной (и субзеренной) ферритной структуры после выдержки в свинце. Преимущественно размеры зерен после традиционной термической обработки составляют 300-800 нм, редко до -1.5 мкм; после выдержки в расплаве свинца — от 500 нм до 2 мкм (рис. 5, а, б).
Рис. 4. Светлопольные изображения деформированной микроструктуры стали ЭК-181 в области шейки образцов, разрушенных при 700 °С, после традиционной термической обработки (а, в) и ТТО + выдержка в свинце (б, г). Просвечивающая электронная микроскопия
Таким образом, увеличение температуры деформации от 20 до 720 °С приводит к аналогичным изменениям в деформированной микроструктуре стали ЭК-181 в состояниях после традиционной термической обработки и ТТО + высокотемпературная выдержка при 600 °С в течение 3000 ч в жидком свинце.
Для выявления особенностей пластической деформации и возможного влияния выдержки в свинце на вид изломов проведено фрактографи-ческое исследование изломов растянутых образцов.
Как видно из рис. 6, длительная выдержка в жидком свинце не изменяет характер разрушения образцов во всем интервале Т = 20-720 °С. При указанных температурах независимо от состояния образцов (традиционная термическая обработка или ТТО + выдержка в свинце) разрушение характеризуется значительной макролокализацией деформации, сопровождаемой формированием шейки, развитым рельефом поверхности разрушения (рис. 6). При этом с ростом температуры от 20 до 720 °С наблюдается значительный (более
чем в 2 раза) рост величины относительного сужения в шейке (рис. 6, а, в, д, ж). Сталь разрушается в рассматриваемом температурном интервале преимущественно по механизму ямочного транскристаллитного вязкого разрушения. При комнатной температуре размеры ямок находятся в пределах <1-3 мкм. Также наблюдаются радиальные трещины, проходящие через весь разрушенный образец и большое количество вторичных микротрещин. Доля межкристаллитного вязкого разрушения в виде каньонов по границам зерен (рис. 6, а, д) достигает -10-20 %.
В температурном интервале 680-720 °С в условиях снижения характеристик прочности и повышения пластичности изменение характера разрушения заключается в увеличении размера чашек вязкого разрушения и исчезновении признаков вязкого межкристаллитного разрушения (рис. 6). При Т = 680 °С размеры подавляющего большинства таких ямок не превышают -10 мкм. При повышении температуры испытаний до 700720 °С увеличивается число ямок большего диаметра — до 15-20 мкм (рис. 6, г, з).
Рис. 5. Деформированная микроструктура стали ЭК-181 в области шейки образцов, разрушенных при 720 °С, после традиционной термической обработки (а, в) и ТТО + выдержка в свинце (б, г): светлопольные изображения ферритной (a-Fe) структуры (а, б); темнопольные изображения в рефлексах M23C6 (в) и МХ (г). Просвечивающая электронная микроскопия
4. Обсуждение результатов
Сравнительные исследования методом просвечивающей электронной микроскопии микроструктуры образцов стали ЭК-181 после длительного 3000ч старения при 600 °С в среде жидкого свинца и в исходном состоянии (после традиционной термической обработки) показали, что после термического воздействия заметных процессов возврата не происходит. Обнаружены лишь количественные изменения в карбидной подсистеме стали — повышение плотности и увеличение размеров карбидов М23С6 и карбонитридов МХ, по сравнению с традиционной термической обработкой. Многие авторы указывают [26-28], что микроструктурная стабильность 9-12% хромистых ферритно-мартенситных сталей в процессе длительных отжигов и ползучести во многом определяется стабильностью реечной мартенситной структуры и стойкостью частиц вторых фаз к коагуляции. При этом карбиды М23С6, располагающиеся на границах мартенситных пластин и реек, за счет сил зинеровского торможения сдержи-
вают миграцию этих границ и, соответственно, скорость трансформации реечной мартенситной структуры в отпущенную ферритную структуру с развитой системой субграниц. Наноразмерные частицы МХ демонстрируют превосходную термическую стабильность даже при достаточно длительных временах выдержки (до 64000 ч при 550-650 °С) [9, 29, 30]. Эти частицы в свою очередь закрепляют свободные дислокации «леса», что сдерживает процессы возврата дислокационной субструктуры при старении и ползучести [5, 29, 30].
В [9] исследовано влияние длительного старения (13 500 ч) при 450 и 620 °С на особенности микроструктуры и кратковременные механические свойства на растяжение рассматриваемой в настоящей работе стали ЭК-181. Было показано [9], что старение стали после традиционной термической обработки приводит в основном к количественным изменениям ее микроструктуры, при этом сохраняется высокая объемная доля отпущенного мартенсита с высокой плотностью дис-
Рис. 6. Фрактограммы разрушения образцов стали ЭК-181 в состояниях после традиционной термической обработки (а-г) и ТТО + выдержка в жидком свинце (д-з), после растяжения при температурах 20 (а, б, д, е) и 720 °С (в, г, ж, з)
локаций, закрепленных наноразмерными частицами карбонитридной фазы МХ. Сохранение практически неизменной микроструктуры стали при исследованных температурах (450 и 620 °С) способствует сохранению исходных значений кратковременной прочности и пластичности в широком интервале температур (от 20 до 650 °С). Авторы [31] исследовали эволюцию микроструктуры стали ЭК-181 в процессе длительного старения при 450-700 °С в течение 1000-22 000 ч. Показано [31], что старение при 450 и 550 °С (до 19 000 ч) сопровождается малой скоростью распада пересыщенного твердого раствора и сохранением параметров микроструктуры стали на исходном уровне. Начальные стадии процессов разупрочнения (формирование субзеренной структуры и коагуляция карбидов М23С6) обнаружены лишь при более высоких температурах старения (650 и 700 °С) при достижении выдержки 1000 ч
[31].
Результаты настоящей работы также свидетельствуют о высокой термической стабильности микроструктуры дисперсно-упрочненной стали ЭК-181 в условиях старения при 600 °С в контакте с жидким свинцом. При этом влияния жидкого свинца на эволюцию микроструктуры (появление новых фаз) стали вдали от корродированной поверхности образцов не обнаружено.
Согласно результатам электронно-микроскопических исследований деформированной микроструктуры вблизи поверхности разрушения образцов стали, с повышением температуры растяжения происходит интенсификация процессов распада мартенсита — искривление и фрагментация мартенситных пластин и реек с формированием практически равноосных зерен феррита, увеличение плотности и размеров частиц карбидных и карбонитридных фаз (М23С6 и МХ), существенное снижение плотности дислокаций, динамическая полигонизация и динамическая рекристаллизация при Т > 700 °С. Отметим, что при деформации стали после выдержки в свинце укрупнение ферритной структуры происходит более интенсивно, по сравнению с растяжением образцов стали после традиционной термической обработки. Наиболее отчетливо это различие проявляется при температурах 700 и 720 °С. На наш взгляд, эффективность основных механизмов упрочнения (зернограничное, субструктурное, дисперсионное, твердорастворное), вносящих вклад в предел текучести стали ЭК-181 после традиционной термической обработки [32], сохраняется
на хорошем уровне после длительного старения в жидком свинце. Закономерности трансформации ферритно-мартенситной структуры в области шейки растянутых образцов при этом определяются температурой испытаний и практически не зависят от исследуемых режимов обработки ввиду схожести исходной (до деформации) микроструктуры.
В работах [14, 15, 26-28] исследована деформированная микроструктура ОЦК-сталей вблизи поверхностей разрушения после испытаний на растяжение, ударную вязкость при разных температурах и после циклических испытаний. Авторы также отмечают [14, 15, 26-28], что в непосредственной близости к излому происходят измельчение микроструктуры сталей и повышение плотности дислокаций при комнатной температуре испытаний относительно недеформированного объема материала.
Результаты фрактографических исследований образцов стали ЭК-181 после испытаний на растяжение свидетельствуют о том, что независимо от исходного структурного состояния (традиционная термическая обработка и старение в жидком свинце) сталь разрушается преимущественно по механизму вязкого транскристаллитного разрушения при всех рассматриваемых температурах. Такой механизм разрушения является характерным для материалов с ОЦК-решеткой при температурах выше порога их хладноломкости (температуры вязкохрупкого перехода). Для стали ЭК-181 температура вязкохрупкого перехода после традиционной термической обработки изменяется в пределах от -85 до 35 °С (в зависимости от типа и размеров образцов, вида концентратора напряжений) [14].
Таким образом, длительная высокотемпературная выдержка в кислородосодержащем жидком свинце не оказывает заметного влияния на закономерности пластической деформации и механизмы разрушения ферритно-мартенситной стали ЭК-181.
5. Выводы
Микроструктура малоактивируемой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 сохраняет свою стабильность в процессе длительной (3000 ч) выдержки в жидком свинце при 600 °С — ее качественных изменений не обнаружено. Количественные различия заключаются в повышении плотности и увеличении размеров грубодисперсных час-
тиц М23С6 и наноразмерных частиц МХ относительно традиционной термической обработки. Изменения, происходящие в стали, обусловлены термическим воздействием, а не влиянием жидкого свинца.
Увеличение температуры деформации стали растяжением от 20 до 720 °С приводит к аналогичным изменениям микроструктуры в шейке разрушенных образцов после традиционной термической обработки и после длительной высокотемпературной выдержки в свинцовом расплаве. С повышением температуры растяжения происходит интенсификация процессов отпуска мартенсита — искривление и фрагментация мартен-ситных пластин и реек с формированием практически равноосных зерен феррита, увеличение плотности и размеров частиц карбидных и карбо-нитридных фаз (М23С6 и МХ), существенное снижение плотности дислокаций, динамическая по-лигонизация и динамическая рекристаллизация при Т> 700 °С. При температурах деформации 700 и 720 °С выдержка в жидком свинце способствует более интенсивному укрупнению феррит-ной структуры, по сравнению с традиционной термической обработкой.
Сформированная оксидная окалина на поверхности образцов стали ЭК-181 после 3000-часовой выдержки в контакте с жидким свинцом, а также изменения в карбидной подсистеме стали не оказывают заметного влияния на характер ее разрушения в интервале температур от 20 до 720 °С. Разрушение стали происходит преимущественно по механизму вязкого транскристаллитного разрушения.
Финансирование
Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, проект № ^Я1№-2021-0008.
Литература
1. Odette G.R., Zinkle S.J. Structural Alloys for Nuclear Energy Applications. - Amsterdam: Elsevier, 2019. - https://doi.org/ 10.1016/C2011-0-07772-4
2. Klueh R.L., Nelson A.T. Ferritic/martensitic steels for next-generation reactors // J. Nucl. Mater. - 2007. - V. 371. -Р. 37-52. - https://doi.org/10.1016/jjnucmat.2007.05.005
3. Klueh R.L., Gelles D.S., Jitsukawa S., Kimura A., Odette G.R., van der Schaaf B., Victoria M. Ferritic/martensitic steels—Overview of recent results // J. Nucl. Mater. -2002. - V. 307-311. - Part 1. - P. 455-465. - https://doi.org/ 10.1016/S0022-3115(02)01082-6
4. Yvon P. Structural Materials for Generation IV Nuclear Reactors. - Amsterdam: Elsevier, 2017. - https://doi.org/10. 1016/C2014-0-03589-7
5. Vivas J., San-Martin D., Caballero F., Capdevila C. High-chromium (9-12Cr) steels: Creep enhancement by conventional thermomechanical treatments // Metal. Heat Treatments. - 2020. - P. 1-23. - https://doi.org/10.5772/intech open.91931
6. Cabet C., Dalle F., Gaganidze E., Henry J., Tanigawa H. Ferritic-martensitic steels for fission and fusion applications // J. Nucl. Mater. - 2019. - V. 523. - P. 510-537. - https:// doi.org/10.1016/j.jnucmat.2019.05.058
7. Gabriele F.D., Amore S., Scaiola C., Arato E., Giuranno D., Novakovic R., Ricci E. Corrosion behaviour of 12Cr-ODS steel in molten lead // Nuclear Eng. Des. - 2014. - V. 280. -P. 69-75. - https://doi.org/10.1016Zj.nucengdes.2014.09.030
8. Polekhina N.A., Litovchenko I.Y., Tyumentsev A.N., Krav-chenko D.A., Chernov V.M., Leont'eva-SmirnovaM.V. Effect of high-temperature thermomechanical treatment in the austenite region on microstructure and mechanical properties of low-activated 12% chromium ferritic-martensitic steel EK-181 // Tech. Phys. - 2017. - V. 62. - No. 5. - P. 736740. - https://doi.org/10.1134/S106378421705022X
9. Chernov V.M., Leontyeva-Smirnova M.V., MozhanovE.M., Nikolaeva N.S., Tyumentsev N.A., Polekhina N.A., Litov-chenko I.Yu., AstafurovaE.G. Thermal stability of the microstructure of 12% chromium ferritic-martensitic steels after long-term aging at high temperatures // Tech. Phys. -2016. - V. 61. - No. 2. - P. 209-214. - https://doi.org/ 10.1134/S1063784216020092
10. Terent'ev V.F., Chernov V.M., Kolmakov A.G., Prosvir-nin D.V., Kopiev G.V., Leont'eva-Smirnova M.V., Mo-roz K.A., Antonova O.S. Fatigue strength of ferrite-marten-site 12% chromium steels EK-181, EP-823 and vanadium alloy V-4Ti-4Cr // Inorg. Mater. Appl. Res. - 2018. - V. 9. -No. 2. - P. 212-220. - https://doi.org/10.1134/S2075113318 020272
11. Eliseeva O.I., Tsisar V.P. Effect of temperature on the interaction of EP823 steel with lead melts saturated with oxygen // Mater. Sci. - 2007. - V. 43. - No. 2. - P. 230-237. -https://doi.org/10.1007/s11003-007-0026-z
12. Polekhina N.A., Litovchenko I.Yu., Almaeva K.V., Pin-zhin Yu.P., Akkuzin S.A., Tyumentsev A.N., Chernov V.M., Leontyeva-Smirnova M.V. Behavior of 12% Cr low-activation ferritic-martensitic steel EK-181 after holding in a static lead melt at 600°C for 3000 hours // J. Nucl. Mater. -2021. - V. 545. - P. 152754. - https://doi.org/10.1016/jjnuc mat.2020.152754
13. Polekhina N.A., Litovchenko I.Yu., Almaeva K.V., Akku-zin S.A., Linnik V.V., Moskvichev E.N., Chernov V.M., Nau-menko I.A., Saifutdinova M.S., Leontieva-Smirnova M.V. Special features of the surface layer structure of ferritic-mar-tensitic EP-823-Sh steel after prolonged exposure to the flowing lead at 630°C under low oxygen concentration // J. Nucl. Mater. - 2022. - V. 572. - P. 154039. - https://doi.org/ 10.1016/j.jnucmat.2022.154039
14. Polekhina N., Osipova V., Litovchenko I., Spiridonova K., Akkuzin S., Chernov V., Leontyeva-Smirnova M.V., Degtya-rev N., Moroz K., Kardashev B. The cold-brittleness regularities of low-activation ferritic-martensitic steel EK-181 // Metals. - 2023. - V. 13. - P. 2012. - https://doi.org/10.3390/ met13122012
15. Almaeva K.V., Litovchenko I.Yu., Polekhina N.A., Akku-zin S.A. Regularities of the deformed microstructure of ferri-
tic-martensitic steel EP-823 after high-temperature thermo-mechanical treatment // J. Phys. Conf. Ser. - 2021. -V. 1989. - P. 012016. - https://doi.org/10.1088/1742-6596/ 1989/1/012016
16. Polekhina N., Linnik V., Litovchenko I., Almaeva K., Akku-zin S., Moskvichev E., Chernov V., Leontyeva-Smirno-vaM.V., Degtyarev N., MorozK. The microstructure, tensile and impact properties of low-activation ferritic-martensitic steel EK-181 after high-temperature thermomechanical treatment // Metals. - 2022. - V. 12(11). - P. 1928. - https:// doi.org/10.3390/met12111928
17. Solonin M.I., Chernov V.M., Gorokhov V.A., Ioltukhovs-kiy A.G., Shikov A.K., Blokhin A.I. Present status and future prospect of the Russian program for fusion low-activation materials // J. Nucl. Mater. - 2000. - V. 283-287. - P. 14681472.
18. Иолтуховский А.Г., Леонтьева-Смирнова М.В., Евстю-хина И.А., Рудаков С.Г., Ермакова Н.В. Применение ядерной гамма-резонансной спектроскопии для оценки структурной стабильности 12% хромистых сталей // Инженерная физика. - 2001. - № 4. - С. 52-55.
19. Голосов О.А., Николкин В.Н., Барыбин А.В., Хвостов С.С. К методике исследования выноса и массопере-носа продуктов коррозии сталей в свинце // Вопросы атомной науки и техники. Ядерно-реакторные константы. - 2017. - Спец. вып. - С. 44-51.
20. Chen Y., Huang Q., Gao Sh., Zhu Zh., Ling X., Song Y., Chen Y., Wang W. Corrosion analysis of CLAM steel in flowing liquid LiPb at 480°C // Fusion Eng. Des. - 2010. -V. 85. - P. 1909-1912. - https://doi.org/10.1016/j.fusengdes. 2010.06.021
21. Kanai A., Park C., Noborio K., Kasada R., Konishi S., Hi-rose T., Nozawa T., Tanigawa H. Compatibility of Ni and F82H with liquid Pb-Li under rotating flow // Fusion Eng. Des. - 2014. - V. 29. - P. 1653-1657. - https://doi.org/ 10.1016/j.fusengdes.2014.03.008
22. KondoM., Hishinuma Y., Norimatsu T., Muroga T. Corrosion-erosion and mass transfer dynamic behaviors of reduced activation ferritic/martensitic steel in a nonisothermal Pb-17Li system // Fusion Eng. Des. B. - 2018. - V. 136. - P. 15811587. - https://doi.org/10.1016Zj.fusengdes.2018.05.062
23. Benamati G., Fazio C., Ricapito I. Mechanical and corrosion behaviour of EUROFER 97 steel exposed to Pb-17Li // J. Nucl. Mater. - 2002. - V. 307-311. - Part 2. - P. 13911395. - https://doi.org/10.1016/S0022-3115(02)00990-X
24. Dong Z., Li M., Behnamian Y., Luo J.-L., Chen W., Amir-khiz B.S., Liu P., Pang X., Zheng W., Guzonas D., Xia Ch. Effects of Si, Mn on the corrosion behavior of ferritic-mar-tensitic steels in supercritical water (SCW) environments // Corros. Sci. - 2020. - V. 166. - P. 108432. - https://doi. org/10.1016/j.corsci.2020.108432
25. Structural Materials for Liquid Metal Cooled Fast Reactor Fuel Assemblies: Operational Behavior. - Venna: Int. Atomic Energy Agency, 2012.
26. Chatterjee A., Ghosh A., Moitra A., Bhaduri A.K., Mitra R., Chakrabarti D. Role of hierarchical martensitic microstructure on localized deformation and fracture of 9Cr-1Mo steel under impact loading at different temperatures // Int. J. Plast. - 2018. - V. 104. - P. 104-133. - https://doi.org/10. 1016/j.ijplas.2018.02.002
27. Song Q., Sun Ch. Mechanism of crack initiation and early growth of high strength steels in very high cycle fatigue regime // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 771. - P. 138648. -https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.138648
28. Mao Ch., Liu Ch., Yu L., Li H., Liu Y. Mechanical properties and tensile deformation behavior of a reduced activated ferri-tic-martensitic (RAFM) steel at elevated temperatures // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 725. - P. 283-289. - https:// doi.org/10.1016/j.msea.2018.03.119
29. Li M., Chen W.-Y. Microstructure-based prediction of thermal aging strength reduction factors for grade 91 ferritic-martensitic steel // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 798. -P. 140116. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.140116.
30. Gao J., Dong Zh., Ren H., Ning B., Xu X., Chen Z. Microstructure evolution in an advanced 9Cr-1.5Mo-1Co-VNbBN alloy during heat treatment and high temperature aging // Steel Res. Int. - 2019. - V. 90. - No. 5. -P. 1800534. - https://doi.org/10.1002/srin.201800534.
31. Николаева Н.С., Леонтьева-Смирнова М.В., Можа-нов Е.М. Влияние термического старения длительностью до 22 000 часов на структурно-фазовое состояние фер-ритно-мартенситных сталей ЭК181 и ЧС139 // Физика металлов и металловедение. - 2022. - Т. 123. - № 5. -С. 522-532. - https://doi.org/10.31857/S0015323022050114
32. Polekhina N.A., Litovchenko I.Yu., Tyumentsev A.N., Krav-chenko D.A., Chernov V.M., Leontyeva-SmirnovaM.V. Strengthening mechanisms of heat-resistant 12% Cr ferritic-martensitic steels after different modes of heat treatment // AIP Conf. Proc. - 2016. - V. 1783. - P. 020186. - https:// doi.org/10.1063/1.4966480
Поступила в редакцию 16.01.2024 г., после доработки 25.04.2024 г., принята к публикации 13.05.2024 г.
Сведения об авторах
Полехина Надежда Александровна, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, nap@ispms.ru Литовченко Игорь Юрьевич, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, litovchenko@ispms.ru Аккузин Сергей Александрович, мнс ИФПМ СО РАН, s.akkuzin@ispms.ru Спиридонова Ксения Викторовна, к.ф.-м.н., мнс ИФПМ СО РАН, almaevakv@ispms.ru Осипова Валерия Васильевна, асп. НИ ТГУ, lera.linnik.1999@mail.ru
Чернов Вячеслав Михайлович, д.ф.-м.н., проф., гнс АО «ВНИИНМ», VMChernov@Ьochvar.ru
Леонтьева-Смирнова Мария Владимировна, к.т.н., доц., рук. отдела АО «ВНИИНМ», MVLeonteva-Smirnova@Ьochvar.ru
